JP7600409B2 - 極厚規格の熱間圧延ｈ形鋼及びその生産方法 - Google Patents

極厚規格の熱間圧延ｈ形鋼及びその生産方法 Download PDF

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Description

本発明は、金属材料生産の技術分野に関し、具体的には、極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼及びその生産方法である。
経済社会の急速発展に伴い、高層建築物、大型会場、橋梁メインタワー等の構築には、安全性、快適さ性及び美観性上のニーズが重視されていき、設計として、重鋼構造を採用するが、フランジ厚さ９０ｍｍ～１５０ｍｍの極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼は、そのコアとなる支持部材である。
長時間の実践によると、熱間圧延Ｈ形鋼はフランジの総合的な力学的性質がウェブ板よりも弱いことが明らかになり、標準ＧＢ／Ｔ２９７５には、力学的性質の評価のためにフランジからサンプリングすることも規定されており、業界において、熱間圧延Ｈ形鋼のフランジを説明対象とすることが一般的である。厚さの大きいブランクを薄肉規格に圧延し、高圧下で優れた力学的性質が得られることは、業界内で認められている。しかし、該方法でフランジ厚さ９０ｍｍ～１５０ｍｍの極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼を圧延するには、既存の寸法を遥かに超える極厚、超大のブランクを必要とし、新しい連続鋳造設備及び鋼圧延設備の建設に投資しなければならず、コストが非常に大きく、しかもブランクの内部と表面の品質制御が非常に困難であり、実現しにくい。実現可能性と経済性の面から、ビームブランクを使用して圧延すれば、ブランクから完成品へフランジの厚さ方向の圧延率が１３％～３０％となり、これは許容可能である。
特許文献ＣＮ１０３９８７８６６Ｂでは、Ｎｉ－Ｃｕ－Ｂ－Ｖ－Ｔｉ成分系のビームブランクを使用し、加熱－粗圧延－仕上げ圧延工程を経て、仕上げ圧延パス間冷却又は圧延後高速冷却を利用し、ベイナイト＋フェライト／マルテンサイトの室温組織を形成し、フランジ厚さ１００ｍｍ～１５０ｍｍの熱間圧延Ｈ形鋼が生産され、降伏強度レベルが４５０ＭＰａ以上であるが、特許文献ＣＮ１０９７１５８４２Ａでは、Ｎｂ－Ｖ－Ｔｉ成分系（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ元素を添加可能）のビームブランクを使用し、加熱－粗圧延－仕上げ圧延工程を経て、仕上げ圧延パス間冷却又は圧延後高速冷却を利用し、フェライト＋マルテンサイト／オーステナイトの室温組織を形成し、フランジ厚さ４０ｍｍ～１４０ｍｍの熱間圧延Ｈ形鋼が生産され、降伏強度レベルが４５０ＭＰａ以上である。上記２つの方法では、フランジ厚さ１／４位置のベイナイトの含有量が６０％以上であり、フェライトの含有量が６０％以上（結晶粒寸法が３５μｍ以下）であることがそれぞれ規定されているが、フランジの全厚さ方向の組織形態及び含有量を制御していない。該方法をフランジ厚さ９０ｍｍ以上の製品の生産に応用する場合、厚さ方向の性能を保証することはできない。
特許文献ＣＮ１０５５８６５３４Ｂ、ＣＮ１０３９３８０７９Ｂ、ＣＮ１１０４８４８２２Ａ、ＣＮ１０８８９３６７５Ａでは、それぞれＶ、Ｖ－Ｔｉ、Ｎｉ－Ｖ－Ｔｉ、Ｎｉ－Ｎｂ－Ｖ－Ｍｏ成分系のビームブランクを使用し、加熱－分塊圧延－粗圧延－空冷／水冷工程を経て、フェライト＋パーライト／ベイナイトの室温組織を形成し、フランジ厚さ４５ｍｍ以下の熱間圧延Ｈ形鋼が生産され、降伏強度レベルが３５５ＭＰａ～５００ＭＰａであり、－２０℃～－４０℃の低温靱性要求を満たす。上記４つの方法では、芯部の冷却と組織を制御していない。フランジ厚さ９０ｍｍ以上の製品の生産に応用する場合、芯部の開始冷却温度が高く、空冷による全断面の冷却速度が低いため、大寸法の塊状フェライトが析出しやすく、鎖状又は網状分布を呈し、析出相も凝集して粗化しやすく、よって、製品の強度、塑性、靱性及び厚さ方向の性能を保証できず、しかもＮｉ、Ｍｏ等の元素の添加により合金コストが増加する。
特許文献ＣＮ１０５５８６５３４Ｂでは、Ｎｉ－Ｖ－Ｔｉ成分系のビームブランクを使用し、加熱－分塊圧延－粗圧延－空冷工程を経て、フェライト＋パーライトの室温組織を形成し、フランジ厚さ３６ｍｍ以下の熱間圧延Ｈ形鋼が生産され、降伏強度レベルが３５５ＭＰａであり、耐低温性能に優れる。該方法では、粗圧延段階の各パスでの圧延率が２０％以上であるべきことが規定されているが、ビームブランクからフランジ厚さ９０ｍｍ以上の製品を圧延することに対して達成できず、変形浸透と冷却浸透を強化する措置も取らず、よって、製品の強度、塑性、靱性及び厚さ方向の性能を保証することができない。
特許文献ＣＮ１０７９６４６２６Ｂ及びＣＮ１０７７４７０４３Ｂでは、前者には、Ｎｂ－Ｂ成分系のビームブランクが使用され、加熱－粗圧延－仕上げ圧延－急冷－焼き戻し工程を経て、焼き戻しソルバイト＋フェライト＋拡散分布する炭化物の室温組織を形成するが、後者には、Ｖ－Ｔｉ－Ｎｉ－Ｍｏ－Ｃｕ－Ｃｒ－Ａｌ成分系のビームブランクが使用され、加熱－粗圧延－仕上げ圧延－急冷－オフライン焼き戻し工程を経て、焼き戻しマルテンサイト組織を形成し、降伏強度レベルが５００ＭＰａ～６５０ＭＰａの熱間圧延Ｈ形鋼が生産され得る。上記２つの方法はフランジ厚さの薄い製品を対象とし、全厚さで高速冷却条件に達成する必要があり、該方法をフランジ厚さ９０ｍｍ以上の製品の生産に応用する場合、全厚さで急冷臨界冷却速度に達成することができず、オンライン又はオフライン熱処理に必要な初期組織を取得することができず、芯部の開始冷却温度が高く冷却速度が低く、ソルバイト／マルテンサイト＋拡散分布する炭化物を形成することができないため、製品の強度、塑性、靱性及び厚さ方向の性能を保証できず、しかもＮｉ、Ｍｏ元素の添加により合金コストが増加する。
以上により、これらの問題を解決するために極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼及びその生産方法を急ぎ必要とする。
本発明は、フランジ厚さ９０ｍｍ～１５０ｍｍの熱間圧延Ｈ形鋼の力学的性質、特に厚さ方向の性能を向上させるという問題を解決するための、極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼及びその生産方法を提供することを目的とする。
上記問題を解決するために、本発明は、下記技術的解決手段を採用する。
極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼であって、その化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０４～０．１１、Ｓｉ：０．１０～０．４０、Ｍｎ：０．４０～１．００、Ｃｒ：０．４０～１．００、Ｃｕ：０．１０～０．４０、Ｎｂ：０．０２０～０．０６０、Ｖ：０．０４０～０．１００、Ｔｉ：０．０１０～０．０２５、Ａｌ：０．０１０～０．０３０、Ｎ：０．００６０～０．０１２０、Ｐ：≦０．０１５、Ｓ：≦０．００５、Ｏ：≦０．００６０を含み、０．０９０％≦Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．１７０％及び６．５≦（Ｖ＋Ｔｉ）／Ｎ≦１０．５を満たし、残部がＦｅ及び微量の残留元素であり、ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５に従って計算を行い、化学成分が０．３０％≦ＣＥＶ≦０．４８％を満たす。
選択的に、Ｈ形鋼の化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０４～０．０７、Ｓｉ：０．１０～０．３０、Ｍｎ：０．８０～１．００、Ｃｒ：０．４０～０．９０、Ｃｕ：０．１０～０．２５、Ｎｂ：０．０４０～０．０６０、Ｖ：０．０４０～０．０８０、Ｔｉ：０．０１０～０．０１５、Ａｌ：０．０１０～０．０２０、Ｎ：０．００６０～０．０１００、Ｐ：≦０．０１５、Ｓ：≦０．００５、Ｏ：≦０．００６０を含み、０．０９０％≦Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．１３０％、６．５≦（Ｖ＋Ｔｉ）／Ｎ≦８．５を満たし、残部がＦｅ及び微量の残留元素であり、ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５に従って計算を行い、化学成分が０．３０％≦ＣＥＶ≦０．４３％を満たす。
選択的に、Ｈ形鋼の化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０７～０．１１、Ｓｉ：０．３０～０．４０、Ｍｎ：０．４０～０．８０、Ｃｒ：０．９０～１．００、Ｃｕ：０．２５～０．４０、Ｎｂ：０．０２０～０．０４０、Ｖ：０．０８０～０．１００、Ｔｉ：０．０１５～０．０２５、Ａｌ：０．０２０～０．０３０、Ｎ：０．０１００～０．０１２０、Ｐ：≦０．０１５、Ｓ：≦０．００５、Ｏ：≦０．００４０を含み、０．１３０％＜Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．１７０％、８．５≦（Ｖ＋Ｔｉ）／Ｎ≦１０．５を満たし、残部がＦｅ及び微量の残留元素であり、ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５に従って計算を行い、化学成分が０．４０％≦ＣＥＶ≦０．４８％を満たす。
好ましくは、Ｈ形鋼のフランジにおける端部から幅１／６、厚さ１／４の位置で、顕微組織は、面積百分率で、８５％～９８％の針状フェライトを含み、残りの組織はベイナイト又は残留のオーステナイトであり、ベイナイトの含有量が２％以下であり、フェライト結晶粒の幅寸法が４０μｍ以下であり、フランジの厚さ方向に沿った異なる領域において針状フェライトの含有量の差が１６％以下である。
選択的に、Ｈ形鋼のフランジにおける端部から幅１／６、厚さ１／４の位置で、顕微組織は、面積百分率で、８５％～９１％の針状フェライトを含み、残りの組織はベイナイト又は残留のオーステナイトであり、ベイナイトの含有量が２％以下であり、フェライト結晶粒の幅寸法が２０μｍ以下であり、フランジの厚さ方向に沿った異なる領域において針状フェライトの含有量の差が９％以下である。
選択的に、Ｈ形鋼のフランジにおける端部から幅１／６、厚さ１／４の位置で、顕微組織は、面積百分率で、９１％～９８％の針状フェライトを含み、残りの組織はベイナイト又は残留のオーステナイトであり、ベイナイトの含有量が１％以下であり、フェライト結晶粒の幅寸法が２０μｍ～４０μｍであり、フランジの厚さ方向に沿った異なる領域において針状フェライトの含有量の差が９％～１６％である。
好ましくは、Ｈ形鋼のフランジにおける端部から幅１／６、厚さ１／４の位置で、室温での引張降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、引張強度が５４０ＭＰａ以上であり、破断伸びが２４．０％以上であり、－２０℃での衝撃エネルギーの値が８０Ｊ以上であり、厚さ方向の性能がＺ３５レベルに達する。
好ましくは、Ｈ形鋼のフランジの厚さが９０ｍｍ～１５０ｍｍである。
本発明は、加熱温度１２００℃～１３５０℃、加熱時間１２０ｍｉｎ～１８０ｍｉｎの条件下で、ブランクを加熱するステップと、分塊圧延を行い、圧延が完了した後、フランジの表面温度が１０００℃以上となるステップと、フランジ表面を７００℃～８００℃に高速に冷却するように、２０℃／ｓ以上の冷却速度で噴水冷却し、続いてユニバーサルミルに入れて圧延し、ユニバーサルミルによる圧延を完了した後、まず、噴水冷却により、５℃／ｓ～１３℃／ｓの冷却速度で、圧延材のフランジ表面を４８０℃～５３０℃に高速に冷却し、次に空冷を行うステップと、を含む請求項１から８のいずれか１項に記載の極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼の生産方法という別の技術的解決手段を提供する。
好ましくは、ビームブランクに対して分塊圧延を行い、圧延が完了した後、フランジの表面温度が１０２０℃以上となる。
従来技術に比べて、本発明の有益な効果は以下のとおりである。
１、該極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼は、フランジ厚さが９０ｍｍ～１５０ｍｍであり、総合的な力学的性質が優れており、降伏強度が４６０ＭＰａ以上、引張強度が５４０ＭＰａ以上、破断伸びが２４．０％以上、－２０℃での衝撃エネルギーが８０Ｊ以上であるという要件を満たすことができ、特に、厚さ方向の性能は、最低でＺ３５レベルに達することができ、高層建築物、大型広場、橋梁構造等の重型支持構造部材の要件をよく満たすことができる。
２、該極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼の生産方法では、ユニバーサルミルによる圧延の前に高速に冷却した場合、フランジの厚さ方向において表面から芯部へ一定の温度勾配を形成することができ、圧延過程において、表面温度が低く、変形抗力が大きく、圧延に伴って圧縮変形が進行し続け、変形は、温度がより高く、変形抗力が小さい芯部へ徐々に浸透し、温度勾配の増加に伴い、変形浸透効果が高まり、芯部の歪み蓄積が増加し、表面から芯部へ歪み蓄積の差がそれに伴って小さくなり、歪み蓄積を増加させることにより、核生成の位置が増加し、駆動力が高まり、針状フェライトの析出を促進して微細化する。フランジの厚さ方向の歪み蓄積の差を低減することは、厚さ方向の異なる領域における組織の含有量の差を低減し、組織の均一性を向上させることに役立つ。
３、該極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼の生産方法では、化学成分の制御、ユニバーサルミルによる圧延の前の高速冷却、圧延後の段階的冷却を利用し、針状フェライトを主とし、残部がベイナイト又は残留のオーステナイトである室温組織を形成し、また、針状フェライトの含有量、結晶粒の寸法及びベイナイトの含有量を制限して、フランジの厚さ方向に沿った組織のバラツキを小さくし、組織、析出、固溶及び微細結晶強化の複合作用を利用し、総合的な力学的性質の優れた極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼が得られ、生産コストが相対的低く、生産の実現可能性が高く、大量生産への応用に適する。
本発明に係るＨ形鋼の室温での典型的なミクロ構造図である。 一般的なＨ形鋼の構造模式図であり、図中にフランジにおける端部から幅１／６、厚さ１／４の位置が示されている。
本発明に係る極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼について、その化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０４～０．１１、Ｓｉ：０．１０～０．４０、Ｍｎ：０．４０～１．００、Ｃｒ：０．４０～１．００、Ｃｕ：０．１０～０．４０、Ｎｂ：０．０２０～０．０６０、Ｖ：０．０４０～０．１００、Ｔｉ：０．０１０～０．０２５、Ａｌ：０．０１０～０．０３０、Ｎ：０．００６０～０．０１２０、Ｐ：≦０．０１５、Ｓ：≦０．００５、Ｏ：≦０．００６０であり、０．０９０％≦Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．１７０％及び６．５≦（Ｖ＋Ｔｉ）／Ｎ≦１０．５を満たし、残部がＦｅ及び微量の残留元素であり、ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５に従って計算を行い、化学成分が０．３０％≦ＣＥＶ≦０．４８％を満たす。
さらに選択的に、化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０４～０．０７、Ｓｉ：０．１０～０．３０、Ｍｎ：０．８０～１．００、Ｃｒ：０．４０～０．９０、Ｃｕ：０．１０～０．２５、Ｎｂ：０．０４０～０．０６０、Ｖ：０．０４０～０．０８０、Ｔｉ：０．０１０～０．０１５、Ａｌ：０．０１０～０．０２０、Ｎ：０．００６０～０．０１００、Ｐ：≦０．０１５、Ｓ：≦０．００５、Ｏ：≦０．００６０であり、０．０９０％≦Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．１３０％、６．５≦（Ｖ＋Ｔｉ）／Ｎ≦８．５を満たし、残部がＦｅ及び微量の残留元素であり、ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５に従って計算を行い、化学成分が０．３０％≦ＣＥＶ≦０．４３％を満たす。
さらに選択的に、化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０７～０．１１、Ｓｉ：０．３０～０．４０、Ｍｎ：０．４０～０．８０、Ｃｒ：０．９０～１．００、Ｃｕ：０．２５～０．４０、Ｎｂ：０．０２０～０．０４０、Ｖ：０．０８０～０．１００、Ｔｉ：０．０１５～０．０２５、Ａｌ：０．０２０～０．０３０、Ｎ：０．０１００～０．０１２０、Ｐ：≦０．０１５、Ｓ：≦０．００５、Ｏ：≦０．００４０であり、０．１３０％＜Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．１７０％、８．５≦（Ｖ＋Ｔｉ）／Ｎ≦１０．５を満たし、残部がＦｅ及び微量の残留元素であり、ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５に従って計算を行い、化学成分が０．４０％≦ＣＥＶ≦０．４８％を満たす。
具体的には、各元素の作用及び成分の配合比（質量百分率で）は、以下に基づくものである。
炭素（Ｃ）：強度を高めるものであり、該効果を得るために、下限を０．０４％にする。含有量が０．１１％を超える場合、針状フェライトを形成するとき、炭化物はチェーン又は短冊状で析出し、マトリックスの連続性が破壊され、塑性、靱性及び厚さ方向の性能が損なわれ、また、成分が包晶領域に隣接し、ビームブランクの端部と内円角が割れやすいため、溶接性に悪影響を及ぼし、よって、上限を０．１１％にする。
シリコン（Ｓｉ）：製鋼脱酸素元素で、強度を高め、連続鋳造時の鋼液の流動性を改善するためのものであり、該効果を得るために、下限を０．１０％にする。含有量が０．４０％を超える場合、強度を高める作用が十分になり、マルテンサイトとオーステナイトとの混合組織の形成も促進され、塑性と靱性が損なわれ、よって、上限を０．４０％にする。
マンガン（Ｍｎ）：焼入れ性を向上させ、Ｃｒ元素との相乗作用により過度低温のオーステナイトの安定性を向上させ、針状フェライトの析出を促進し、厚さ方向の性能をある程度改善し、強度を高めることもできるものであり、該効果を得るために、下限を０．４０％にする。含有量が１．００％を超える場合、マクロ成分が偏析しやすく、パーライトやベイナイト又は残留のオーステナイトが縞状に分布し、マトリックスの連続性が破壊され、厚さ方向の性能が損なわれ、よって、上限を１．００％にする。
クロム（Ｃｒ）：焼入れ性を向上させ、Ｍｎ元素との相乗作用により過度低温のオーステナイトの安定性を向上させ、針状フェライトの析出を促進し、厚さ方向の性能をある程度改善し、強度を高めることもできるものであり、下限を０．４０％にする。含有量が１．００％を超える場合、焼入れ性の向上作用が十分になり、じょうベイナイト析出も促進され、塑性と靱性が損なわれ、溶接性に悪影響を及ぼし、よって、上限を１．００％にする。
銅（Ｃｕ）：強度を高めるものであり、該効果を得るために、下限を０．１０％にする。含有量が０．４０％を超える場合、ブランク表面に液体分離の欠陥が生じ、よって、上限を０．４０％にする。
ニオブ（Ｎｂ）：圧延中に析出し、オーステナイト結晶粒の成長抑制、オーステナイトの未再結晶領域の臨界温度を上げ、歪み蓄積を増加させ、針状フェライトの微細化に役立ち、表面及び表在性領域の加工硬化程度を高め、変形浸透を強化し、塑性、靱性及び厚さ方向の性能を改善することもできるものであり、該効果を得るために、下限を０．０２０％にする。含有量が０．０６０％を超える場合、オーステナイトの未再結晶臨界温度を上げる作用が十分になり、析出物が凝集して粗化され、ピン止め作用が低下し、よって、上限を０．０６０％にする。
バナジウム（Ｖ）：圧延した後、拡散して析出し、強度を高めるものであり、該効果を得るために、下限を０．０４０％にする。含有量が０．１００％を超える場合、析出物の粗化が深刻になり、大粒子とマトリックスとの境界で割れやすいため、塑性と靱性が損なわれ、溶接性に悪影響を及ぼし、よって、上限を０．１００％にする。
チタン（Ｔｉ）：加熱段階と圧延中に析出し、オーステナイト結晶粒の過度成長抑制するものであり、該効果を得るために、下限を０．０１０％にする。含有量が０．０２５％を超える場合、析出物が凝集して粗化され、ピン止め作用が低下し、また、脆性破壊基点が形成されて靱性をさらに損ない、よって、上限を０．０２５％にする。
アルミニウム（Ａｌ）：製鋼脱酸素元素で、圧延中に析出し、オーステナイト結晶粒の過度成長を擬制するものであり、該効果を得るために、下限を０．０１０％にする。含有量が０．０３０％を超える場合、脆性介在物が形成されやすいため、塑性、靱性及び厚さ方向の性能が損なわれ、また、連続鋳造過程で溶鋼の漏出を引き起こす団塊形成も発生しやすく、よって、上限を０．０３０％にする。
窒素（Ｎ）：Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂの析出にＮ元素との相乗作用を必要とし、ＴｉとＶの析出数及び分布に顕著に影響を与え、Ｎ含有量の増加に伴い、析出割合が大幅に増加するものであり、該効果を得るために、下限を０．００６０％にする。含有量が０．０１２０％を超える場合、析出促進作用が十分になり、島状マルテンサイトの形成も促進され、塑性と靱性が損なわれ、よって、上限を０．０１２０％にする。
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ元素の析出による有益な作用を十分に発揮するために、Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉの下限を０．０９０％にする。３つの元素の合計含有量が０．１７０％よりも高い場合、析出した粒子の粗化が深刻になり、靱性及び塑性が損なわれ、よって、Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉの上限を０．１７０％にする。ＴｉとＶの析出にＮ元素との相乗作用を必要とするため、Ｖ、Ｔｉ元素の含有量の和とＮ元素の含有量との割合が６．５よりも低い場合、析出に必要なＮ含有量を超え、鋼中のガス含有量が増加し、靱性が損なわれ、よって、（Ｖ＋Ｔｉ）／Ｎ下限を６．５にする。割合が１０．５よりも高い場合、Ｔｉ、Ｖ元素の析出量はその合計含有量に占める割合が低く、析出強化作用が不十分になり、よって、（Ｖ＋Ｔｉ）／Ｎ上限を１０．５にする。
標準ＧＢ／Ｔ １５９１の規定に従い、炭素当量ＣＥＶは、上記元素含有量に基づいて算出された値であり、溶接性を評価するための標準指標でもある。各化学成分の作用を効果的に発揮するために、ＣＥＶを０．３０％以上にし、下限を０．３０％にする。ＣＥＶの増加に伴い、溶接して使用するとき、溶接前の準備作業量、溶接後の低温割れ感受性がいずれも向上するため、製品の後続の溶接使用を容易にするには、上限を０．４８％にする。
リン（Ｐ）：不純物元素で、凝固偏析と濃縮が発生しやすく、塑性と靱性を損ない、溶接性に悪影響を及ぼすものであり、上限を０．０１５％にする。
硫黄（Ｓ）：不純物元素で、圧延により長尺状の介在物を形成し、接触面での原子配列が乱れ、エネルギーが高く、割れやすく、靱性と厚さ方向の性能を損なうものであり、上限を０．００５％にする。
酸素（Ｏ）：不純物元素で、複数種類の元素と酸化物介在物を形成し、脆性破壊基点を形成し、塑性、靱性及び厚さ方向の性能を損なうものであり、上限を０．００６０％にする。
本発明に係る極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼は、標準ＧＢ／Ｔ ２９７５の規定に従い、力学的性質の評価について、フランジにおける端部から幅１／６、厚さ１／４の位置でサンプリングするため、顕微組織もこの位置で特徴づけられる。顕微組織は、面積百分率で、８５％～９８％の針状フェライトを含み、残りの組織はベイナイト又は残留のオーステナイトであり、ベイナイトの含有量が２％以下であり、ここで、フェライト結晶粒の幅寸法が４０μｍ以下であるが、フランジの厚さ方向に沿った異なる領域において針状フェライトの含有量の差が１６％以下である。
さらに選択的に、顕微組織は、面積百分率で、フランジにおける端部から幅１／６、厚さ１／４の位置で、８５％～９１％の針状フェライトを含み、残りの組織はベイナイトと残留のオーステナイトであり、ベイナイトの含有量が２％以下であり、ここで、フェライト結晶粒の幅寸法が２０μｍ以下であり、フランジの厚さ方向に沿った異なる領域において針状フェライトの含有量の差が９％以下であるべきである。
さらに選択的に、顕微組織は、面積百分率で、フランジにおける端部から幅１／６、厚さ１／４の位置で、フランジ表面に９１％～９８％の針状フェライトが含まれており、残りの組織はベイナイトと残留のオーステナイトであり、ベイナイトの含有量が１％以下であり、ここで、フェライト結晶粒の幅寸法が２０μｍ～４０μｍであり、フランジの厚さ方向に沿った異なる領域において針状フェライトの含有量の差が９％～１６％である。
針状フェライトは、長軸方向が一定ではないため、結晶粒界にインターロック構造が形成され、フランジの厚さ方向における分布も同様であり、塑性、靱性及び厚さ方向の性能の向上の点で、ベイナイト及びパーライトより明らかに優れ、強度を高める作用もパーライトより高く、製品の総合的な力学的性質を向上させるための重要な組織である。
フランジにおける端部から幅１／６、厚さ１／４の位置で、針状フェライトの含有量が８５％よりも低い場合、全厚さの範囲内に針状フェライトの合計含有量が不十分になり、さらにパーライトが生成する可能性もあり、針状フェライトの有益な作用を十分に発揮することができず、塑性、靱性及び厚さ方向の性能が損なわれ、よって、その含有量の下限を８５％にする。針状フェライトが析出する際に、Ｃ元素は、必然的に他の領域で濃縮し、圧延後の冷却中にベイナイト又は残留のオーステナイトを形成し、針状フェライトに完全に変換することができず、よって、その含有量の上限を９８％にする。
析出したベイナイトの分布が相対的に集中するため、マトリックスの連続性が破壊され、その含有量が２％を超える場合、塑性と靱性が損なわれ、よって、その含有量の上限を２％にする。
針状フェライト結晶粒は、短冊状であり、長径比が通常２：１～５：１であり、その幅寸法を限定することは、実行可能な方法であり、結晶粒寸法を小さくすれば、強度、塑性及び靱性を向上させ、厚さ方向の結晶粒寸法の均一性を改善することができ、厚さ方向の性能の向上に役立ち、幅が４０μｍよりも大きい場合、総合的な力学的性質が低下し、よって、その幅寸法の上限を４０μｍにする。
フランジの厚さ方向の針状フェライトの含有量の差が１６％を超える場合、異なる領域の塑性の差が増加し、厚さ方向に沿った引張り作用が受けられるとき、異なる領域間で協調して変形することができず、インタフェース両側の応力の差がクラック核生成エネルギーを超え、クラック生成原因となりやすく、厚さ方向の性能が損なわれ、よって、フランジの厚さ方向に沿った異なる領域において針状フェライトの含有量の差を１６％以下にする。
本発明に係る極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼の生産方法では、主に、溶銑の前処理→転炉製錬→アルゴンガス吹込、ＬＦ炉による精錬→ブランク加熱→分塊圧延→ユニバーサルミルによる圧延（圧延開始前の高速冷却）→圧延後の段階的冷却（高速冷却＋空冷）という生産工程がある。
本発明に係る極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼の生産方法では、ビームブランクを使用して圧延し、ブランクの加熱温度を１２００℃～１３５０℃に制御し、加熱時間を１２０ｍｉｎ以上にする。
さらに選択的に、加熱温度は、１２００℃～１２６０℃であり、加熱時間は、１２２ｍｉｎ～１４４ｍｉｎである。
さらに選択的に、加熱温度は、１２６０℃～１３５０℃であり、加熱時間は、１６８ｍｉｎ～１７３ｍｉｎである。
ブランク加熱の目的は、合金成分を固溶し、組織を均一にし、圧延変形抗力を低減することである。
温度が１２００℃よりも低い場合、合金元素を十分に固溶させることができず、Ｔｉ、Ｎｂ元素を含む析出物は、析出中に寸法が不均一な粒子を形成し、拡散して分布させることもできず、ピン止めと強化作用を発揮できず、よって、下限を１２００℃にする。温度が１３５０℃を超える場合、本来の結晶粒の寸法が増加し、析出物の拡散と分布に不利であり、また、過剰焼結により表面と表在層でクラックが形成されやすく、よって、上限を１３５０℃にする。
加熱時間が１２０ｍｉｎ未満である場合、ブランクの芯部まで焼結することができず、合金元素の固溶と均一化が不十分になり、よって、下限を１２０ｍｉｎにする。酸化焼損を低減し、加熱エネルギーの消費を低減する等の生産経済性の面から、１８０ｍｉｎを超えないようにしたほうがよい。
本発明に係る極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼の生産方法では、分塊圧延が完了した後、フランジの表面温度が１０００℃以上となる。
さらに選択的に、フランジの表面温度は、１０２０℃以上である。
さらに選択的に、フランジの表面温度は、１０５０℃以上である。
分塊圧延の目的は、ブランクを整形し、ユニバーサルミルによる圧延に適切なブランク形状を提供することである。分塊圧延を完了した後、フランジの表面温度を制御する目的は、高速冷却により、表面から芯部へ一定の温度勾配を形成し、ユニバーサルミルによる圧延段階の変形浸透を強化することである。分塊圧延が完了した後、フランジの芯部の温度は、表面温度よりも高くなり、表面温度が１０００℃未満であると、芯部温度は１１００℃未満であり、ユニバーサルミルによる圧延段階でフランジ表面を高速に冷却する際に、全体的な熱容量が小さく、芯部の温度降下が速く、表面から芯部へ効果的な温度勾配を形成することができず、変形浸透効果に影響を及ぼし、よって、下限を１１００℃にする。
本発明に係る極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼の生産方法では、ユニバーサルミルによる圧延の前に、噴水冷却により、２０℃／ｓ以上の冷却速度で、フランジ表面を７００℃～８００℃に冷却し、続いてユニバーサルミルに入れて圧延する。
さらに選択的に、ユニバーサルミルによる圧延の前に、噴水冷却により、２２℃／ｓ以上の冷却速度で、フランジ表面を７４０℃～８００℃に冷却し、続いてユニバーサルミルに入れて圧延する。
さらに選択的に、ユニバーサルミルによる圧延の前に、噴水冷却により、３２℃／ｓ以上の冷却速度で、フランジ表面を７００℃～７４０℃に冷却し、続いてユニバーサルミルに入れて圧延する。
ユニバーサルミルによる圧延の目的は、フランジとウェブ板に厚さ方向の圧縮変形を行い、完成品の形状と寸法を取得することである。
ユニバーサルミルによる圧延の前の高速冷却の目的は、フランジの厚さ方向において表面から芯部へ一定の温度勾配を形成することであり、圧延中に、表面温度が低く、変形抗力が大きく、圧延に伴い、圧縮変形が進行し続け、変形が徐々に温度がより高く、変形抗力が小さい芯部まで浸透する。実践によると、温度勾配の増加に伴い、変形浸透効果が高まり、芯部の歪み蓄積が増加し、表面から芯部へ歪み蓄積の差がそれに伴って小さくなることが明らかになる。歪み蓄積を増加させることにより、核生成の位置が増加し、駆動力が高まり、針状フェライトの析出を促進して微細化する。フランジの厚さ方向の歪み蓄積の差を低減することは、厚さ方向の異なる領域における組織の含有量の差を低減し、組織の均一性を向上させることに役立つ。
生産中にフランジの芯部の温度を迅速に測定しにくいため、測定されやすい表面温度をプロセスパラメータとする。
冷却速度が２０℃／ｓ未満である場合、表面の冷却速度が遅すぎ、芯部の熱が十分な時間内で表層に伝導され、効果的な温度勾配を取得することができない。
フランジ表層の冷却温度を７００℃以下に冷却した場合、芯部の温度が低く、該領域の変形抗力が大きくなり、変形浸透効果に影響を及ぼし、また、エネルギー消費が大きすぎ、よって、下限を７００℃にする。温度が８００℃よりも高い場合、表面の加工硬化程度が不十分であり、変形が依然として表面に集中し、変形浸透効果に影響を及ぼし、よって、上限を８００℃にする。
本発明に係る極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼の生産方法では、ユニバーサルミルによる圧延を完了した後、噴水冷却により、５℃／ｓ～１３℃／ｓの冷却速度で、圧延材のフランジ表面を４８０℃～５３０℃に冷却し、次に空冷を行い、この場合、一般的に低温炉を採用してもよい。
さらに選択的に、ユニバーサルミルによる圧延を完了した後、噴水冷却により、５℃／ｓ～９℃／ｓの冷却速度で、フランジ表面を５０５℃～５３０℃に冷却し、次に空冷を行う。
さらに選択的に、ユニバーサルミルによる圧延を完了した後、噴水冷却により、９℃／ｓ～１３℃／ｓの冷却速度で、フランジ表面を４８０℃～５０５℃に冷却し、次に空冷を行う。
ユニバーサルミルによる圧延を完了した後に高速に冷却する目的は、塊状フェライトとパーライトの析出抑制するとともに、ベイナイトの析出を回避し、微細な針状フェライトの形成をできる限り多く促進することである。フェライト先共析とパーライト析出の温度区間を高速に通過し、冷却速度を両者の臨界冷却速度よりも高くし、且つ上限を設定し、フランジ表面を噴水冷却し、熱伝導に十分な冷却時間を芯部に与える。最終冷却の際に、フランジの全厚さを４８０℃～５８０℃の温度範囲に制御し、空冷段階で微細な針状フェライトを十分に析出する。
フランジ表面の冷却速度が５℃／ｓよりも低い場合、芯部の冷却速度が低下し、縞状に分布する塊状フェライト又はパーライトが析出し、靱性と塑性が損なわれ、よって、下限を５℃／ｓにする。冷却速度が１３℃／ｓよりも高い場合、合計冷却時間が不十分となり、芯部の熱伝導が不十分とあり、空冷開始温度が高く、パーライトが多く形成され、靱性と塑性が損なわれ、よって、上限を１３℃／ｓにする。
フランジ表面の冷却温度が４８０℃よりも低い場合、表面及び付近領域が上ベイナイト析出区間に入り、３％超のベイナイトが形成され、芯部領域に針状フェライトが形成され、組織の差が大きくなり、厚さ方向の性能が損なわれ、よって、下限を４８０℃にする。冷却温度が５８０℃よりも高い場合、芯部の空冷開始温度が上がり、塊状フェライトが多く形成されて析出し、表面及び付近領域に幅広い針状フェライトが形成され、靱性と厚さ方向の性能が損なわれ、よって、上限を５８０℃にする。
本発明に係る極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼は、フランジの厚さ範囲が９０ｍｍ～１５０ｍｍであり、この時のウェブ板の厚さ範囲が５０ｍｍ～１２０ｍｍである。
さらに選択的に、フランジの厚さ範囲は、９０ｍｍ～１１５ｍｍである。
さらに選択的に、フランジの厚さ範囲は、１１５ｍｍ～１５０ｍｍである。
重型支持構造部材の設計に一定の強度と剛性を必要とするため、使用する熱間圧延Ｈ形鋼のフランジの厚さが９０ｍｍ以上であり、下限を９０ｍｍにすることが求められる。厚さが１５０ｍｍ超である場合、より大きな寸法のビームブランクを必要とし、設備投資が大きく、生産難易度が高く、且つフランジが厚すぎ、圧延変形浸透と制御冷却浸透が制限され、よって、上限を１５０ｍｍにする。
構造設計の関連要求と熱間圧延Ｈ形鋼の技術特徴によれば、フランジの厚さが９０ｍｍ～１５０ｍｍ範囲内にある場合、構造安定性、生産の実現可能性の面から、ウェブ板の厚さを５０ｍｍ～１２０ｍｍにする。
以下の表１～表４は、それぞれ本発明で提供される実施例１～１０の化学成分、生産プロセスパラメータ、顕微組織の状況及び力学的性質の状況である。
Figure 0007600409000001
Figure 0007600409000002
 ご注意：分塊圧延やユニバーサルミルによる圧延の段階における温度と冷却速度はいずれもフランジ表面のものである。
Figure 0007600409000003
本発明に係る極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼では、標準ＧＢ／Ｔ ２９７５の規定に従い、フランジにおいて、端部から幅１／６の位置及び厚さ１／４の位置でサンプリングし、標準ＧＢ／Ｔ ２２８．１規定に従い、測定した室温での引張降伏強度が４６０ＭＰａ以上、引張強度が５４０ＭＰａ以上、破断伸びが２４．０％以上であるべきであり、標準ＧＢ／Ｔ ２２９の規定に従い、測定した－２０℃での衝撃エネルギーの値が８０Ｊ以上であるべきであり、標準ＧＢ／Ｔ ５３１３の規定に従い、測定した厚さ方向の性能がＺ３５レベルに達するべきである。
Figure 0007600409000004
表１～表４で提供された実施例から分かるように、本発明に記載の方法を使用してフランジ厚さ９０ｍｍ～１５０ｍｍの極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼を生産する場合、室温での降伏強度が４６４ＭＰａ～５２２ＭＰａに達し、引張強度が５９７ＭＰａ～６４９ＭＰａであり、破断伸びが２４．０％～３２．０％であり、－２０℃での衝撃エネルギーが８４Ｊ～１２６Ｊであり、厚さ方向の性能がＺ３５レベルの要件を超える。
以上は本発明の好適な実施例に過ぎず、本発明の保護範囲はこれらに限定されるものではなく、本発明に開示された技術範囲内に、当業者が容易に想到し得る変化又は置換は、全て本発明の保護範囲内に含まれるものとする。したがって、本発明の保護範囲は請求項に規定された保護範囲に準じるべきである。
本発明で詳しく説明されていない点は、全て当業者に知られている技術である。

Claims (8)

  1. 化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０４～０．１１、Ｓｉ：０．１０～０．４０、Ｍｎ：０．４０～１．００、Ｃｒ：０．４０～１．００、Ｃｕ：０．１０～０．４０、Ｎｂ：０．０２０～０．０６０、Ｖ：０．０４０～０．１００、Ｔｉ：０．０１０～０．０２５、Ａｌ：０．０１０～０．０３０、Ｎ：０．００６０～０．０１２０、Ｐ：≦０．０１５、Ｓ：≦０．００５、Ｏ：≦０．００６０を含み、０．０９０％≦Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．１７０％及び６．５≦（Ｖ＋Ｔｉ）／Ｎ≦１０．５を満たし、残部がＦｅ及び微量の残留元素であり、ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５に従って計算を行い、化学成分が０．３０％≦ＣＥＶ≦０．４８％を満たすことを特徴とする、極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼であって、
    前記Ｈ形鋼は、フランジの厚さが９０ｍｍ～１５０ｍｍであり、
    前記Ｈ形鋼のフランジにおける端部から幅１／６、厚さ１／４の位置で、顕微組織は、面積百分率で、８５％～９８％の針状フェライトを含み、残りの組織はベイナイト又は残留のオーステナイトであり、ベイナイトの含有量が２％以下であり、フェライト結晶粒の幅寸法が４０μｍ以下であり、フランジの厚さ方向に沿った異なる領域において針状フェライトの含有量の差が１６％以下である、極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼。
  2. 化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０４～０．０７、Ｓｉ：０．１０～０．３０、Ｍｎ：０．８０～１．００、Ｃｒ：０．４０～０．９０、Ｃｕ：０．１０～０．２５、Ｎｂ：０．０４０～０．０６０、Ｖ：０．０４０～０．０８０、Ｔｉ：０．０１０～０．０１５、Ａｌ：０．０１０～０．０２０、Ｎ：０．００６０～０．０１００、Ｐ：≦０．０１５、Ｓ：≦０．００５、Ｏ：≦０．００６０を含み、０．０９０％≦Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．１３０％、６．５≦（Ｖ＋Ｔｉ）／Ｎ≦８．５を満たし、残部がＦｅ及び微量の残留元素であり、ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５に従って計算を行い、化学成分が０．３０％≦ＣＥＶ≦０．４３％を満たすことを特徴とする、請求項１に記載の極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼。
  3. 化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０７～０．１１、Ｓｉ：０．３０～０．４０、Ｍｎ：０．４０～０．８０、Ｃｒ：０．９０～１．００、Ｃｕ：０．２５～０．４０、Ｎｂ：０．０２０～０．０４０、Ｖ：０．０８０～０．１００、Ｔｉ：０．０１５～０．０２５、Ａｌ：０．０２０～０．０３０、Ｎ：０．０１００～０．０１２０、Ｐ：≦０．０１５、Ｓ：≦０．００５、Ｏ：≦０．００４０を含み、０．１３０％＜Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．１７０％、８．５≦（Ｖ＋Ｔｉ）／Ｎ≦１０．５を満たし、残部がＦｅ及び微量の残留元素であり、ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５に従って計算を行い、化学成分が０．４０％≦ＣＥＶ≦０．４８％を満たすことを特徴とする、請求項１に記載の極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼。
  4. 前記Ｈ形鋼のフランジにおける端部から幅１／６、厚さ１／４の位置で、顕微組織は、面積百分率で、８５％～９１％の針状フェライトを含み、残りの組織はベイナイト又は残留のオーステナイトであり、ベイナイトの含有量が２％以下であり、フェライト結晶粒の幅寸法が２０μｍ以下であり、フランジの厚さ方向に沿った異なる領域において針状フェライトの含有量の差が９％以下であることを特徴とする、請求項１から３のいずれか１項に記載の極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼。
  5. 前記Ｈ形鋼のフランジにおける端部から幅１／６、厚さ１／４の位置で、顕微組織は、面積百分率で、９１％～９８％の針状フェライトを含み、残りの組織はベイナイト又は残留のオーステナイトであり、ベイナイトの含有量が１％以下であり、フェライト結晶粒の幅寸法が２０μｍ～４０μｍであり、フランジの厚さ方向に沿った異なる領域において針状フェライトの含有量の差が９％～１６％であることを特徴とする、請求項１から３のいずれか１項に記載の極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼。
  6. 前記Ｈ形鋼のフランジにおける端部から幅１／６、厚さ１／４の位置で、室温での引張降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、引張強度が５４０ＭＰａ以上であり、破断伸びが２４．０％以上であり、－２０℃での衝撃エネルギーの値が８０Ｊ以上であり、厚さ方向の性能がＺ３５レベルに達することを特徴とする、請求項１から３のいずれか１項に記載の極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼。
  7. 加熱温度１２００℃～１３５０℃、加熱時間１２０ｍｉｎ～１８０ｍｉｎの条件下で、ブランクを加熱するステップと、
    分塊圧延を行い、圧延が完了した後、フランジの表面温度が１０００℃以上となるステップと、
    フランジ表面を７００℃～８００℃に高速に冷却するように、２０℃／ｓ以上の冷却速度で噴水冷却し、続いてユニバーサルミルに入れて圧延し、ユニバーサルミルによる圧延を完了した後、まず、噴水冷却により、５℃／ｓ～１３℃／ｓの冷却速度で、圧延材のフランジ表面を４８０℃～５３０℃に高速に冷却し、次に空冷を行うステップと、を含むことを特徴とする、請求項１から６のいずれか１項に記載の極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼の生産方法。
  8. 前記ブランクとしてビームブランクを使用し、前記ビームブランクに対して分塊圧延を行い、圧延が完了した後、フランジの表面温度が１０２０℃以上となることを特徴とする、請求項７に記載の極厚規格の熱間圧延Ｈ形鋼の生産方法。
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